Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА I. СОВРЕМЕННЫЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЯ О ВЛИЯНИИ ВАНАДИЯ И НИОБИЯ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ХАРАКТЕР ХРУПКОГО РАЗРУШЕНИЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ 9
1.1. Влияние микродобавок ванадия и ниобия на фазовые и структурные превращения в сталях . ... 9
1.1.1. Взаимодействие ванадия и ниобия с углеродом, железом и другими элементами в сталях 9
1.1.2. Влияние микродобавок ванадия и ниобия на величину зерна 12
1.2. Влияние микродобавок ванадия и ниобия на механические свойства конструкционных сталей .. 13
1.2.1. Дисперсионное упрочнение конструкционных сталей 13
1.2.2. Влияние ванадия на упрочнение сталей 15
1.2.3. Влияние ниобия на упрочнение сталей 18
1.3. Влияние микролегирования и термической обработки на характер разрушения малоуглеродистых сталей 24
1.3.1. Критерии хладноломкости сталей 24
1.3.2. Ванадий и хладноломкость стали 28
1.3.3. Ниобий и хладноломкость стали 32
1.3.4. Развитие обратимой отпускной хрупкости в сталях, легированных ниобием и ванадием ... 35
1.3.5. Задачи исследования 39
ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ 41
2.1. Выбор сталей для исследования, их выплавка и термическая обработка 41
2.2. Методика металлографического исследования 42
2.3. Методика механических испытаний 44
2.4. Методика оценки склонности сталей к обратимой отпускной хрупкости 45
2.5. Методика электронно-микроскопических исследований 45
2.5.1. Исследование микроструктуры 45
2.5.2. Фрактографические исследования 46
2.6. Методика карбидного анализа 47
2.7. Микрорентгеноспектральный анализ сталей 48
ГЛАВА 3. ВЛИЯНИЕ МИКРОЖГИРОВАНИЯ НИОБИЕМ И ВАНАДИЕМ НА МИКРОСТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЖЕ 20 И 20Х 50
3.1. Влияние микролегирования на микроструктуру исследуемых сталей 50
3.2. Упрочняющее действие микродобавок ниобия и ванадия в сталях 20 и 20Х 61
3.2.1. Влияние ниобия 61
3.2.2. Влияние ванадия 66
ГЛАВА 4. ИССЖДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ МИКРОДОБАВОК НИОБИЯ И ВАНАДИЯ НА ХЛАДОСТОЙКОСТЬ СТАЖЙ 20 И 20Х 72
4.1. Влияние микролегирования на хладноломкость исследуемых сталей 72
4.1.1. Влияние ниобия 72
4.1.2. Влияние ванадия 82
4.2. Влияние микролегирования на характер разрушения сталей 20 и 20Х в различных структурных состояниях 94
4.2.1. Нормализованное состояние 95
4.2.2. Улучшенное состояние 117
ГЛАВА 5. РОЛЬ МИКРОЛЕГИРОВАНИЯ НИОБИЕМ И ВАНАДИЕМ В РАЗВИТИИ ОБРАТИМОЙ ОТПУСКНОЙ ХРУПКОСТИ СТАЛЕЙ 20 И 20Х 130
5.1. Исследование склонности к обратимой отпускной хрупкости стали 20 с микродобавками ниобия и ванадия 130
5.2. Исследование склонности к обратимой отпускной хрупкости стали 20Х с микродобавками ниобия и ванадия 134
5.3. Состояние карбидной фазы и перераспределение элементов в исследуемых сталях при введении микродобавок ванадия и ниобия 147
ГЛАВА 6. ВЫБОР РАЦИОНАЛЬНОГО ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА - РЕЗЕРВ ПОВЫШЕНИЯ ЭКСПЛУАТАЦИОННОЙ НАДЕЖНОСТИ СТАЛЕЙ, МИКРОЛЕГИРОВАННЫХ ВАНАДИЕМ И НИОБИЕМ 159
ВЫВОДЫ 175
Л и т е р а т у р а 179
- Влияние микродобавок ванадия и ниобия на фазовые и структурные превращения в сталях .
- Выбор сталей для исследования, их выплавка и термическая обработка
- Влияние микролегирования на микроструктуру исследуемых сталей
- Влияние микролегирования на хладноломкость исследуемых сталей
- Исследование склонности к обратимой отпускной хрупкости стали 20 с микродобавками ниобия и ванадия
Влияние микродобавок ванадия и ниобия на фазовые и структурные превращения в сталях
Так как атомный радиус ванадия всего на 6% больше, чем у железа, железо и ванадий образуют непрерывный ряд твердых растворов по типу замещения. С повышением содержания ванадия параметр решетки оС -железа увеличивается [I].
Как видно из диаграммы состояния (рис.1.1, 1.2) [2] ванадий увеличивает У-область, при добавлении углерода, образующего с ванадием карбиды, границы существования У-фазы расширяются. В отношении карбидообразования ряд авторов [3,4,5J указывают, что карбид ванадия образуется в стали, содержащей даже менее 0,1% ванадия. Процессы вьщеления, связанные только с присутствием карбида ванадия, наблюдались и в углеродистой стали с 0,01-0,02$ ванадия.
Ванадий до 1% практически не оказывает влияния на положение точки Acj, которая в основном определяется наличием основного легирующего элемента (марганца или хрома). Но ванадий значительно влияет на положение точки Acg, которая во всех сталях непрерывно повышается с увеличением ванадия и при содержании его более г% достигает Ю00с.
Установлено, что при закалке углеродистых и легированных сталей с ванадием от нормальных температур (30-40С выше Асд) ванадий уменьшает прокаливаемость. При закалке с более высоких температур глубина закаленного слоя ванадиевой стали больше, чем в стали без ванадия. Это связано с тем, что при нормальных температурах закалки карбиды ванадия, оставаясь нерастворенными в аусте-ните, служат центрами, ускоряющими его распад при охлаздении. При нагреве стали до более высоких температур, вследствие перехода значительного количества карбидов в аустенит, устойчивость его при переохлаждении повышается и глубина закаленного слоя увеличивается [б].
Как следует из диаграммы состояния ниобий-железо-углерод, ниобий имеет переменную ограниченную растворимость в железе, которая уменьшается с 2% при 900G до 0,2$ при 20С. Ниобий также повышает температуру устойчивости однофазной аустенитной области. Так, если в системе железо-углерод область У существует до температуры 727С, то при введении 0,2$ ниобия эта температура повышается
Выбор сталей для исследования, их выплавка и термическая обработка
Современный уровень развития народного хозяйства требует экономии всех видов ресурсов, в частности замены дорогостоящих материалов более дешевыми, которые способны обеспечить эксплуатационную надежность конструкций.
При изготовлении ряда ответственных деталей, предназначенных для работы в условиях низких температур, высоких давлений, циклических и ударных нагрузок используют литые и горячедефор-мированные малоуглеродистые стали. Эти стали с целью обеспечения высокой- конструкционной прочности легируют такими дефицитными и дорогостоящими элементами, как никель, молибден, вольфрам и др.
Наиболее перспективным направлением создания экономнолеги-рованных сталей, повышения их прочности, сопротивления хрупкому разрушению является их микролегирование ванадием, ниобием, РЗМ и др. Однако многие вопросы, связанные с использованием сталей с добавками i fe и V для изготовления деталей, работающих в условиях низких температур, недостаточно изучены.
В качестве основного материала для исследования взяты стали 20 и 20Х. Микролегирование указанных сталей позволяет повысить уровень прочностных характеристик при сохранении необходимой вязкости. Более высокие прочностные характеристики при той же вязкости можно получить улучшением. Для выявления механизма влияния микродобавок ниобия и ванадия на свойства и склонность сталей к хрупкому разрушению были выплавлены перечисленные стали без микродобавок и с разным содержанием добавок (V-0,05-0,1) и Ы&-0,02-0,05%). Выплавка сталей проводилась в 30-килограммовой индукционной высокочастотной печи. В качестве шихты применялась сталь 20 и сталь 20Х и ферросплавы. Жидкую сталь раскисляли в ковше алюминием в количестве 0,5 г на I кг жидкой стали. Сталь нагревали до І6І0-І650С, температуру определяли с помощью вольфрамрениевой термопары типа ТВР-299. После раскисления соответствующее количество феррованадия и феррониобия давали в специальных ампулах, которые погружали на дно печи. Стали разливали фракционным методом в слитки массой 10 кг. Химический состав приведен в таблице 2.1. Слитки подвергали гомогенизации при П00С в вакуумной печи в течение 5 часов, что обеспечивало получение однородной структуры по всему сечению слитка. Отожженные слитки ковали на прутки сечением 15x15 мм при температуре 1200С, после чего из них изготовляли образцы для проведения последующей термической обработки и испытаний.
Образцы сталей подвергали нормализации (920С - сталь 20, 880С - сталь 20Х) или закалке с нормальной или повышенной (Ю00С) температуры и высокому отпуску от температур 550С или 620С . С целью исследования склонности сталей к отпускной хрупкости охрупчивающую обработку проводили по методу вторичного отпуска: отпуск 620С, охлаждение в воде, отпуск 550С, охлаждение вместе с печью.
Влияние микролегирования на микроструктуру исследуемых сталей
Влияние микролегирующих элементов на структуру сталей начинает сказываться еще на этапе кристаллизации путем активного воздействия на механизм и кинетику этого процесса. При этом может происходить уменьшение величины зерна, измельчение элементов дендритных образований или фазовых составляющих сталей, изменение химической и структурной неоднородности. Последующая термическая \-обработка обеспечивает повышение однородности структуры, при этом увеличивается роль микродобавок в измельчении зерна.
Исследования микроструктуры сталей 20 и 20Х в литом и нормализованном состоянии показали, что микролегирование ванадием и ниобием стали 20 весьма эффективно уменьшает феррито-перлитное зерно (от 8-го номера до 9-Ю номера), а в стали 20Х уменьшение зерна происходит в меньшей степени (табл.3.I и 3.2; рис.3.I и 3.2). Последнее обусловлено модифицирующим влиянием хрома, присутствие которого в количестве 0,5% обеспечивает достаточное измельчение зерна (до величины 8-9 номера). Следует отметить, что более сильное влияние на уменьшение величины зерна оказывает ниобий. Так в стали 20 зерно 9-го номера образуется после введения 0,05% ниобия либо 0,11% ванадия.
Микролегирование ванадием и ниобием значительно влияет на уменьшение химической и структурной неоднородности стали 20, которую характеризует разнозернистость, наличие участков с вид-манштеттовой структурой (рис.3.I). Хром оказывает аналогичное влияние, так как обеспечивает получение более однородной структура изменений сорбитной структуры стали 20Х под воздействием микродобавок не отмечается (рис.3.5). В то же время введение микродобавок ниобия и ванадия сильно изменяет структуру стали 20. Без микродобавок сталь 20 имеет весьма неоднородную структуру, для которой характерно наличие крупных участков ферритной и сорбитной структуры (рис.3.6а). При введении в сталь как ниобия, так и ванадия происходит резкое измельчение структуры и устраняется ее неоднородность (рис.3.66,в).
Значительное влияние на прочность и хрупкость улучшенных сталей оказывает величина бывшего аустенитного зерна. Во многих случаях она является определяющим фактором в повышении ударной вязкости, снижении критической температуры хрупкости, в развитии отпускной хрупкости и т.п. Границы бывшего аустенитного зерна являются "слабыми местами" вследствие скопления на них различного рода примесей, дефектов, сохранившихся в процессе полиморфного превращения.
Поэтому в работе особое внимание было уделено проведению исследований по выявлению границ аустенитных зерен в сталях, подвергнутых ковке и последующему улучшению. Полученные результаты указывают, что влияние ванадия, ниобия и хрома на величину зерна аустенита, которое образуется при нагреве под закалку, в основном аналогично влиянию на величину зерна после нормализации. Структура стали 20 без добавок очень неоднородная, характеризуется большой разнозернистостью и нерегулярной формой аустенитных зерен (рис.3.7). Микролегирование ниобием и ванадием сказывается в резком уменьшении величины аустенитного зерна и неоднородности структуры. При этом ниобий влияет в большей степени, чем ванадий (табл.3.I, рис.3.7).
Влияние микролегирования на хладноломкость исследуемых сталей
Как было отмечено выше, ниобий оказывает существенное влияние на изменение механических свойств стали 20 во всех ее структурных состояниях и в меньшей степени влияет на свойства стали 20Х.
В литом состоянии после нормализации микролегирование стали 20 ниобием несколько повышает ударную вязкость и смещает кривые хладноломкости в сторону более низких температур (рис.4.I). Причем, следует отметить, что ниобий наиболее интенсивно влияет насмещение верхнего порога хладноломкости и мало влияет на нижний порог хладноломкости (табл.4.I). При этом разделить влияние 0,02% и 0,04% ниобия возможно только по кривым температурной зависимости вязкой составляющей в изломе. Более благоприятное влияние на хладноетойкость стали оказывает 0,02% ниобия по сравнению с 0,04%. происходит в более широком интервале температур по сравнению с литым состоянием. Пороги хладноломкости смещаются под влиянием микродобавок ниобия в количестве 0,02$ в среднем на 20-25G, 0,04% - в среднем на ЮС (табл.4.I). Введение в сталь 20 0,04% ниобия снижает ударную вязкость при температурах испытания -20С и выше; при более низких температурах сталь обладает большим запасом ударной вязкости по сравнению со сталью без добавок и меньшим - по сравнению со сталью, содержащей 0,02% ниобия.
Проведение после ковки закалки и высокого отпуска при 620G обеспечивает в стали 20 повышение ударной вязкости в широком интервале температур, однако почти не влияет на нижние пороги хладноломкости по сравнению с нормализацией (рис.4.3, табл.4.1). Микролегирование ниобием повышает ударную вязкость и хладностойкость стали. Причем увеличение содержания ниобия от 0,02 до 0,04% усиливает это влияние при температурах испытания выше среднего порога хладноломкости. При более низких температурах изменение содержания ниобия в указанных пределах в меньшей степени изменяет ударную вязкость и содержание вязкой составляющей в изломе.
Влияние ниобия на хладноломкость стали 20Х после ковки и последующей нормализациж или улучшения аналогично как и на механические свойства. Причем, проявляются эти изменения в меньшей степени, чем в стали 20. Если в кованном состоянии положительное влияние ниобия на хладностойкость незначительно (рис.4.4, 4.5, табл.4.2), то в литом оно практически не проявляется.
Исследование склонности к обратимой отпускной хрупкости стали 20 с микродобавками ниобия и ванадия
Развитие в сталях после улучшения отпускной хрупкости снижает надежность и долговечность машин. Поскольку роль химического состава в процессах отпускной хрупкости весьма велика значительный интерес представляет изучение влияния микролегирования на охрупчивание сталей.
В данной работе охрупчивание исследуемых сталей проводили по методу вторичного отпуска (закалка, отпуск 620С и охлаждение в воде, отпуск 550С и охлаждение вместе с печью). С помощью испытаний на ударную вязкость было установлено (рис.4.3), что сталь 20 мало подвержена отпускной хрупкости.
Электронно-микроскопический анализ не выявил заметного различия в строении изломов вязких и охрупченных образцов (рис.4.31, 5.1). В обоих случаях распространение хрупкой трещины происходило в основном по механизму транскристаллитного скола. В охруп-ченном состоянии можно отметить только несколько большую разнородность фасеток скола.
Микроструктурный анализ поверхности образцов, протравленных реактивом на основе пикриновой кислоты, тоже не выявил сколь-нибудь заметного различия в травимости границ бывших аустенитных зерен стали 20, обработанной на вязкое и хрупкое состояние (рис.5.2). Следовательно, в результате охрупчивающей обработки стали 20 не происходит обогащение существенных изменений состава приграничных зон зерен, в частности обогащения их фосфором, что способствовало бы развитию отпускной хрупкости [96].
Испытания на ударную вязкость показали, что микролегирование стали 20 ванадием или ниобием не увеличивает ее склонности к отпускной хрупкости (рис.4.3, 4.II). При этом усиления трави-мости границ бывших аустенитных зерен реактивом пикриновой кислоты также не наблюдалось. Электроннофрактографический анализ показал, что введение в сталь 20 0,04% ниобия или 0,10% и более ванадия уменьшает после охрупчивающего отпуска содержание микровязкой составляющей в макрохрупком изломе (рис.5.За,б,в,г) и увеличивает разнородность фасеток (рис.5.3д,е). Участки межзе-ренного разрушения в изломах не обнаружены.
Количественный фрактографический анализ образцов микролегированной стали 20 в вязком и охрупченном состояниях не показал статистически значимого различия в размерах фасеток транскрис-таллитного скола (средний диаметр фасеток в обоих состояниях 6,5 - 0,6 мкм). На поверхностях фасеток скола охрупченных образцов наблюдались гребешки скола (рис.5.4а,б,в,г,д), что, как и исчезновение микроучастков вязкого разрушения, свидетельствует о некотором упрочнении ферритной матрицы по сравнению с вязким состоянием. При содержании в стали 20 0,1% ванадия в изломе
